热镀锌工艺对无Si含P的TRIP钢力学性能影响

D0I:10.13374/.issn1001-053x.2011.10.008 第33卷第10期 北京科技大学学报 Vol.33 No.10 2011年10月 Journal of University of Science and Technology Beijing 0ct.2011 热镀锌工艺对无Si含P的TRIP钢力学性能影响 黄伟四唐荻江海涛定巍谢磊磊 北京科技大学治金工程研究院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:xysdhw@163.com 摘要利用光学显微镜、透射电镜、X射线衍射和拉伸试验等方法，分析测试了热镀锌工艺对无S含P的TP钢力学性能 和微观组织的影响.结果表明：实验用钢可获得780MP以上的抗拉强度和24%以上的断后延伸率.在热镀锌工艺中，两相 区加热温度和贝氏体等温温度对钢的力学性能影响较小，而贝氏体等温时间的影响最为显著.当贝氏体等温时间由208增加 到60s时，实验用钢的屈服强度上升了65MPa,抗拉强度下降了45MPa,延伸率大幅度增加，从23.01%增加到27.56%，出现 最佳的综合力学性能.无S含P热镀锌TRP钢的微观组织由铁素体、贝氏体、残余奥氏体和马氏体组成，随着贝氏体等温时 间的减少，钢中残余奥氏体含量和稳定性降低，相应地，马氏体含量明显增加，实验用钢从典型的TP钢力学特征慢慢转变 为与双相钢相似的力学特征. 关键词TRP钢：镀锌；力学性能：微观组织 分类号TG142.1 Effect of hot galvanizing processes on the mechanical properties of non-Si and P- added TRIP steel HUANG Wei,TANG Di,JIANG Hai-tao,DING Wei,XIE Lei-ei Engineering Research Institute of University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China X Corresponding author,E-mail:xysdhw@163.com ABSTRACT The effect of hot galvanizing processes on the mechanical properties and microstructure of non-Si and P-added TRIP steel was studied by using optical microscopy,transmission electron microscopy,X-ray diffraction and tensile test.It is shown that the steel with tensile strength over 780 MPa and percentage elongation after fracture over 24%can be obtained.The temperatures of inter- critical annealing and isothermal bainitic transformation (IBT)have little influence on the mechanical properties,while IBT time plays significant contribution to them.When the IBT time prolongs from 20 s to 60s,the sample reaches the best performance.Its yielding strength rises by 65 MPa,tensile strength decreases by 45 MPa,and elongation increases obviously from 23.01%to 27.56%,respec- tively.The microstructure of non-Si and P-added TRIP steel consists of ferrite,bainite,retain austenite and martensite.As the IBT time shortens,the amount and stability of austenite get decreased,the content of martensite increases markedly,and the mechanical characteristics of the steel transform from TRIP steel's to dual-phase steel's gradually. KEY WORDS STRIP steel:galvanizing:mechanical properties:microstructure 对于汽车用钢来说，提高其耐蚀性是最重要的 镀锌TRIP钢的生产需求；其次，采用传统的高Si的 一个任务.热镀锌TRP钢是一种能同时满足高强 TRP钢成分体系将得不到理想的力学性能，而且成 塑性和耐蚀性能的先进高强汽车钢板·-.然而，相 分中Si的存在阻碍Fe一Zn反应，导致钢板的涂镀性 比连续退火TP钢而言，在传统的生产线上生产 能极差B-.为了促进Fe-Zn反应，TRP钢中的Si 热镀锌TRP钢存在一些挑战.首先，由于热镀锌工 含量要大幅减少因， 艺的特殊性，传统TRP钢的生产工艺不能满足热 众多研究表明，TRP钢中Si的作用主要体现 收稿日期：2010-09-27 基金项目：国家自然科学基金资助项目(50804005)

第 33 卷 第 10 期 2011 年 10 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 33 No． 10 Oct． 2011 热镀锌工艺对无 Si 含 P 的 TRIP 钢力学性能影响 黄 伟 唐 荻 江海涛 定 巍 谢磊磊 北京科技大学冶金工程研究院，北京 100083 通信作者，E-mail: xysdhw@ 163． com 摘 要 利用光学显微镜、透射电镜、X 射线衍射和拉伸试验等方法，分析测试了热镀锌工艺对无 Si 含 P 的 TRIP 钢力学性能 和微观组织的影响． 结果表明: 实验用钢可获得 780 MPa 以上的抗拉强度和 24% 以上的断后延伸率． 在热镀锌工艺中，两相 区加热温度和贝氏体等温温度对钢的力学性能影响较小，而贝氏体等温时间的影响最为显著． 当贝氏体等温时间由 20 s 增加 到 60 s 时，实验用钢的屈服强度上升了 65 MPa，抗拉强度下降了 45 MPa，延伸率大幅度增加，从 23. 01% 增加到 27. 56% ，出现 最佳的综合力学性能． 无 Si 含 P 热镀锌 TRIP 钢的微观组织由铁素体、贝氏体、残余奥氏体和马氏体组成，随着贝氏体等温时 间的减少，钢中残余奥氏体含量和稳定性降低，相应地，马氏体含量明显增加，实验用钢从典型的 TRIP 钢力学特征慢慢转变 为与双相钢相似的力学特征． 关键词 TRIP 钢; 镀锌; 力学性能; 微观组织 分类号 TG142. 1 Effect of hot galvanizing processes on the mechanical properties of non-Si and P￾added TRIP steel HUANG Wei ，TANG Di，JIANG Hai-tao，DING Wei，XIE Lei-lei Engineering Research Institute of University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: xysdhw@ 163． com ABSTRACT The effect of hot galvanizing processes on the mechanical properties and microstructure of non-Si and P-added TRIP steel was studied by using optical microscopy，transmission electron microscopy，X-ray diffraction and tensile test． It is shown that the steel with tensile strength over 780 MPa and percentage elongation after fracture over 24% can be obtained． The temperatures of inter￾critical annealing and isothermal bainitic transformation ( IBT) have little influence on the mechanical properties，while IBT time plays significant contribution to them． When the IBT time prolongs from 20 s to 60 s，the sample reaches the best performance． Its yielding strength rises by 65 MPa，tensile strength decreases by 45 MPa，and elongation increases obviously from 23. 01% to 27. 56% ，respec￾tively． The microstructure of non-Si and P-added TRIP steel consists of ferrite，bainite，retain austenite and martensite． As the IBT time shortens，the amount and stability of austenite get decreased，the content of martensite increases markedly，and the mechanical characteristics of the steel transform from TRIP steel’s to dual-phase steel’s gradually． KEY WORDS STRIP steel; galvanizing; mechanical properties; microstructure 收稿日期: 2010--09--27 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 50804005) 对于汽车用钢来说，提高其耐蚀性是最重要的 一个任务． 热镀锌 TRIP 钢是一种能同时满足高强 塑性和耐蚀性能的先进高强汽车钢板［1--2］． 然而，相 比连续退火 TRIP 钢而言，在传统的生产线上生产 热镀锌 TRIP 钢存在一些挑战． 首先，由于热镀锌工 艺的特殊性，传统 TRIP 钢的生产工艺不能满足热 镀锌 TRIP 钢的生产需求; 其次，采用传统的高 Si 的 TRIP 钢成分体系将得不到理想的力学性能，而且成 分中 Si 的存在阻碍 Fe--Zn 反应，导致钢板的涂镀性 能极差［3--4］． 为了促进 Fe--Zn 反应，TRIP 钢中的 Si 含量要大幅减少［5］． 众多研究表明，TRIP 钢中 Si 的作用主要体现 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2011.10.008

第10期 黄伟等：热镀锌工艺对无Si含P的TRP钢力学性能影响 ·1221· 在两个方面：抑制渗碳体析出和固溶强化.其中抑 光学显微镜ZEISS AX10(OM)进行组织观察.透射 制渗碳体析出作用是Si在C-Mn-Si系成分体系中 电镜(TEM)试样在-20℃双喷减薄，所用双喷液为 不可以替代的.Al和P与Si类似，可以抑制或者延 5%高氯酸+95%无水乙醇的混合溶液，液氮冷却， 迟渗碳体析出，因此A和P可以考虑添加在TRP 电压50V,利用JEM2010TEM进行物相分析.采用 钢中，以减少Si的使用阿 X射线衍射技术(XRD)测量、计算组织中残余奥氏 TRP钢中添加A!可以抑制渗碳体析出，同时 体含量和残余奥氏体的碳含量，XRD试样在机械研 对表面质量没有显著的副作用，而且A!还可以提高 磨后，进行电解抛光，电解液用70%无水乙醇、20% 贝氏体相变动力，这一点在热镀锌TRP钢生产中 高氯酸和10%丙三醇的混合溶液，电压15V0a 尤为重要.然而，A!没有固溶强化作用，这将导致 实验用钢经热处理后切割成长度L。=50mm的 TP钢强度的下降.P除了能够抑制渗碳体析出 非比例拉伸试样，在室温下用万能拉伸试验机进行 外，还是一种很好的固溶强化元素，但传统的治金观 力学性能测试，加载速率为3mm·min-1,测得不同 点都认为P是钢中的一种有害元素，因为P是一种 热镀锌工艺下实验用钢的屈服强度、抗拉强度和断 晶界偏聚元素.因此，在TRP钢中P的添加量通常 后伸长率 不超过0.10%，该质量分数下P没有显著的偏聚现 2实验结果 象，且足以产生显著的强化效果可 基于热镀锌工艺，本文设计了一种无Si含P的 2.1热镀锌工艺对性能的影响 TRIP钢，在Gleeble3500上进行了热镀锌工艺模拟 实验用钢的力学性能统计如图2所示.由图可 试验，重点研究了该成分设计TRP钢在不同热镀 知，实验用钢的抗拉强度主要集中在780~840MPa, 锌工艺下的力学性能和微观组织 延伸率主要集中在23%~26%.总的来说，这种无 Si含P热镀锌TRP钢拥有良好的力学性能.但是， 1实验材料及方法 随着热镀锌工艺的变化，实验用钢的力学性能还是 实验用钢化学成分（质量分数，%)为：C, 出现了一些差异，本文重点研究了两相区加热温度、 0.20-0.25;Mn,1.50-1.60:Si,残余量：Al,1.10~ 贝氏体等温温度和时间对力学性能的影响. 1.20:P,0.06~0.07:S,0.005:N<0.006;Fe,余量. 合金经真空熔炼后热锻至60mm厚，在1200℃的箱 式加热炉中加热保温1.5h,热轧至4.2mm厚，热轧 28 后酸洗，最终冷轧至1.4mm厚的薄板.冷轧钢板用 Gleeble3500进行热处理，热镀锌工艺如图1所示， 年26 主要针对两相区加热温度、贝氏体等温温度和贝氏 24 体等温时间进行研究网 22 两相区退火 740 760 780800 820 840 820-880℃.60. 抗拉强度MPa 图2实验用钢抗拉强度和延伸率 贝氏体等温转变 Fig.2 Tensile strength and elongation of the test steel 440-480℃.20-60% 图3为不同两相区加热温度对试样力学性能的 影响.由图可知，随着两相区加热温度的升高，实验 用钢的屈服强度逐渐下降，而延伸率则逐渐上升，抗 时间/4 拉强度在850℃的条件下有最高值.从反映综合力 学性能的强塑积来看，两相区加热温度没有显著的 图1实验用钢的热镀锌工艺 影响. Fig.1 Hot galvanizing process of the test steel 不同贝氏体等温温度和时间对试样力学性能的 热处理后试样经机械打磨和抛光后，依次用 影响如图4所示.从图中可以看出，贝氏体等温温 4%硝酸酒精和10%Na2S20,水溶液侵蚀回，利用 度对整体的力学性能影响不大，随着贝氏体等温温

第 10 期 黄 伟等: 热镀锌工艺对无 Si 含 P 的 TRIP 钢力学性能影响 在两个方面: 抑制渗碳体析出和固溶强化． 其中抑 制渗碳体析出作用是 Si 在 C--Mn--Si 系成分体系中 不可以替代的． Al 和 P 与 Si 类似，可以抑制或者延 迟渗碳体析出，因此 Al 和 P 可以考虑添加在 TRIP 钢中，以减少 Si 的使用［6］． TRIP 钢中添加 Al 可以抑制渗碳体析出，同时 对表面质量没有显著的副作用，而且 Al 还可以提高 贝氏体相变动力，这一点在热镀锌 TRIP 钢生产中 尤为重要． 然而，Al 没有固溶强化作用，这将导致 TRIP 钢强度的下降． P 除了能够抑制渗碳体析出 外，还是一种很好的固溶强化元素，但传统的冶金观 点都认为 P 是钢中的一种有害元素，因为 P 是一种 晶界偏聚元素． 因此，在 TRIP 钢中 P 的添加量通常 不超过 0. 10% ，该质量分数下 P 没有显著的偏聚现 象，且足以产生显著的强化效果［7］． 基于热镀锌工艺，本文设计了一种无 Si 含 P 的 TRIP 钢，在 Gleeble3500 上进行了热镀锌工艺模拟 试验，重点研究了该成分设计 TRIP 钢在不同热镀 锌工艺下的力学性能和微观组织． 1 实验材料及方法 实验 用 钢 化 学 成 分 ( 质 量 分 数，% ) 为: C， 0. 20 ～ 0. 25; Mn，1. 50 ～ 1. 60; Si，残余量; Al，1. 10 ～ 1. 20; P，0. 06 ～ 0. 07; S，0. 005; N ＜ 0. 006; Fe，余量． 合金经真空熔炼后热锻至 60 mm 厚，在 1 200 ℃的箱 式加热炉中加热保温 1. 5 h，热轧至 4. 2 mm 厚，热轧 后酸洗，最终冷轧至 1. 4 mm 厚的薄板． 冷轧钢板用 Gleeble3500 进行热处理，热镀锌工艺如图 1 所示， 主要针对两相区加热温度、贝氏体等温温度和贝氏 体等温时间进行研究［8］． 图 1 实验用钢的热镀锌工艺 Fig． 1 Hot galvanizing process of the test steel 热处理后试样经机械打磨和抛光后，依次用 4% 硝酸酒精和 10% Na2 S2O5 水溶液侵蚀［9］，利用 光学显微镜 ZEISS AX10( OM) 进行组织观察． 透射 电镜( TEM) 试样在 － 20 ℃ 双喷减薄，所用双喷液为 5% 高氯酸 + 95% 无水乙醇的混合溶液，液氮冷却， 电压 50 V，利用 JEM2010 TEM 进行物相分析． 采用 X 射线衍射技术( XRD) 测量、计算组织中残余奥氏 体含量和残余奥氏体的碳含量，XRD 试样在机械研 磨后，进行电解抛光，电解液用 70% 无水乙醇、20% 高氯酸和 10% 丙三醇的混合溶液，电压 15 V［10］． 实验用钢经热处理后切割成长度 L0 = 50 mm 的 非比例拉伸试样，在室温下用万能拉伸试验机进行 力学性能测试，加载速率为 3 mm·min － 1 ，测得不同 热镀锌工艺下实验用钢的屈服强度、抗拉强度和断 后伸长率． 2 实验结果 2. 1 热镀锌工艺对性能的影响 实验用钢的力学性能统计如图 2 所示． 由图可 知，实验用钢的抗拉强度主要集中在780 ～ 840 MPa， 延伸率主要集中在 23% ～ 26% ． 总的来说，这种无 Si 含 P 热镀锌 TRIP 钢拥有良好的力学性能． 但是， 随着热镀锌工艺的变化，实验用钢的力学性能还是 出现了一些差异，本文重点研究了两相区加热温度、 贝氏体等温温度和时间对力学性能的影响． 图 2 实验用钢抗拉强度和延伸率 Fig． 2 Tensile strength and elongation of the test steel 图 3 为不同两相区加热温度对试样力学性能的 影响． 由图可知，随着两相区加热温度的升高，实验 用钢的屈服强度逐渐下降，而延伸率则逐渐上升，抗 拉强度在 850 ℃的条件下有最高值． 从反映综合力 学性能的强塑积来看，两相区加热温度没有显著的 影响． 不同贝氏体等温温度和时间对试样力学性能的 影响如图 4 所示． 从图中可以看出，贝氏体等温温 度对整体的力学性能影响不大，随着贝氏体等温温 ·1221·

·1222· 北京科技大学学报 第33卷 ·-20s ◆-30 460 +60s 820 -20 ◆-30、 420 60 800L 400 780 380 760 360 740 820 830840850860870880 820830840850860870 880 两相区加热温度( 两相区加热温度℃ -20 28 ◆-304 -604 26 25 24 820830840850860870880 两相区加热温度代 图3两相区加热温度对试样力学性能的影响.()屈服强度：(b)抗拉强度：(c)延伸率 Fig.3 Effects of intercritical annealing temperature on samples'mechanical properties:(a)yielding strength;(b)tensile strength:(c)elongation 度的变化，屈服强度的最大波动为26MPa,抗拉强度 性能. 的最大变化为18MPa,延伸率变化了2.87%，整个强 2.2热镀锌工艺对组织的影响 塑积的变化也很微小，最大值为2156.12MPa%. 无Si含P热镀锌TRP钢的微观组织如图5所 虽然贝氏体等温温度对力学性能没有明显影 示，白色是残余奥氏体，浅棕色等轴状是铁素体，深 响，但是贝氏体等温温度改变了贝氏体相变的进展 棕色的是贝氏体，黑色是马氏体.由图可知，无S 速度，使得贝氏体等温时间对性能的影响产生了剧 含P热镀锌TRP钢是由铁素体、贝氏体、残余奥氏 烈地变化.由图4可以发现，随着贝氏体等温温 体和马氏体所组成.随着贝氏体等温时间的增加， 度的升高，贝氏体等温时间对性能的影响要减小，其 图中黑色的马氏体呈现显著的下降趋势，而白色的 原因在于随着贝氏体等温温度的升高，加速了贝氏 残余奥氏体量逐渐增加. 体相变的进程，从而降低了时间对性能的影响力. 这里的马氏体存在方式是以马奥岛的形式存 这一点在贝氏体相变温度为480℃时体现的尤为明 在回.如图6所示，马氏体和奥氏体同时出现， 显，当贝氏体相变时间分别为20s和60s时，抗拉强 图6(a)中箭头所指区域即为马奥岛，通过暗场像和 度仅仅相差33MPa,延伸率相差约3.0%：而当贝氏 衍射标定（图6(b)和(c)),可知该区域外层是马氏 体相变温度为440℃、贝氏体相变时间分别为20s 体中心为奥氏体.此外，马氏体大量以孪晶马氏体 和60s时，抗拉强度相差约54MPa,延伸率相差更是 的形式存在，如图7所示.热镀锌TRP钢中的马氏 高达6.5%. 体由贝氏体相变结束后部分不稳定性的奥氏体在随 从图4中所显示的趋势来看，实验钢种的力学 后的冷却过程中相变而来.这部分奥氏体由于经历 性能随着贝氏体等温时间的变化而发生很大的变 贝氏体相变，导致其富碳，固而导致得到的马氏体主 化，其变化的一个规律是随着等温时间增加抗拉强 要是孪晶马氏体 度下降和屈服强度升高，而延伸率则随着等温时间 2.3组织与性能分析 的延长大幅增加.总的来说，当等温时间为30s和 热镀锌工艺中，贝氏体等温时间是控制TP 60s的时候，实验钢种能够得到良好的力学性能即 钢组织和力学性能的最后环节.从TRP钢相变过 抗拉强度大于780MPa,延伸率大于24%.当贝氏体 程来看，贝氏体等温时间长短控制着贝氏体相变进 等温时间为60s时，实验钢种出现最佳的综合力学 行的程度，控制着奥氏体稳定化的程度，控制着最终

北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 图 3 两相区加热温度对试样力学性能的影响 . ( a) 屈服强度; ( b) 抗拉强度; ( c) 延伸率 Fig． 3 Effects of intercritical annealing temperature on samples’mechanical properties: ( a) yielding strength; ( b) tensile strength; ( c) elongation 度的变化，屈服强度的最大波动为 26 MPa，抗拉强度 的最大变化为 18 MPa，延伸率变化了 2. 87%，整个强 塑积的变化也很微小，最大值为 2 156. 12 MPa·% ． 虽然贝氏体等温温度对力学性能没有明显影 响，但是贝氏体等温温度改变了贝氏体相变的进展 速度，使得贝氏体等温时间对性能的影响产生了剧 烈地变化［11］． 由图 4 可以发现，随着贝氏体等温温 度的升高，贝氏体等温时间对性能的影响要减小，其 原因在于随着贝氏体等温温度的升高，加速了贝氏 体相变的进程，从而降低了时间对性能的影响力． 这一点在贝氏体相变温度为 480 ℃时体现的尤为明 显，当贝氏体相变时间分别为 20 s 和 60 s 时，抗拉强 度仅仅相差 33 MPa，延伸率相差约 3. 0% ; 而当贝氏 体相变温度为 440 ℃、贝氏体相变时间分别为 20 s 和 60 s 时，抗拉强度相差约54 MPa，延伸率相差更是 高达 6. 5% ． 从图 4 中所显示的趋势来看，实验钢种的力学 性能随着贝氏体等温时间的变化而发生很大的变 化，其变化的一个规律是随着等温时间增加抗拉强 度下降和屈服强度升高，而延伸率则随着等温时间 的延长大幅增加． 总的来说，当等温时间为 30 s 和 60 s 的时候，实验钢种能够得到良好的力学性能即 抗拉强度大于780 MPa，延伸率大于24% ． 当贝氏体 等温时间为 60 s 时，实验钢种出现最佳的综合力学 性能． 2. 2 热镀锌工艺对组织的影响 无 Si 含 P 热镀锌 TRIP 钢的微观组织如图 5 所 示，白色是残余奥氏体，浅棕色等轴状是铁素体，深 棕色的是贝氏体，黑色是马氏体． 由图可知，无 Si 含 P 热镀锌 TRIP 钢是由铁素体、贝氏体、残余奥氏 体和马氏体所组成． 随着贝氏体等温时间的增加， 图中黑色的马氏体呈现显著的下降趋势，而白色的 残余奥氏体量逐渐增加． 这里的马氏体存在方式是以马奥岛的形式存 在［12］． 如 图 6 所 示，马氏体和奥氏体同时出现， 图 6( a) 中箭头所指区域即为马奥岛，通过暗场像和 衍射标定( 图 6( b) 和( c) ) ，可知该区域外层是马氏 体中心为奥氏体． 此外，马氏体大量以孪晶马氏体 的形式存在，如图 7 所示． 热镀锌 TRIP 钢中的马氏 体由贝氏体相变结束后部分不稳定性的奥氏体在随 后的冷却过程中相变而来． 这部分奥氏体由于经历 贝氏体相变，导致其富碳，固而导致得到的马氏体主 要是孪晶马氏体． 2. 3 组织与性能分析 热镀锌工艺中，贝氏体等温时间是控制 TRIP 钢组织和力学性能的最后环节． 从 TRIP 钢相变过 程来看，贝氏体等温时间长短控制着贝氏体相变进 行的程度，控制着奥氏体稳定化的程度，控制着最终 ·1222·

第10期 黄伟等：热镀锌工艺对无Si含P的TRP钢力学性能影响 ·1223· 。-20 850 。-20s 460 -30 -30、 4-60 830 +-60s 420 790 400 380 770 440 450460470 480 440 450 460 470 480 贝氏体等温温度℃ 贝氏体等温温度？ 29fo0 一204 ·-30 40 27 23 21 440450460470480 贝氏体等温温度心 图4贝氏体等温温度和时间对试样力学性能的影响.()屈服强度：(b)抗拉强度：()延伸率 Fig.4 Effects of isothermal bainitic transformation temperature and time on samples'mechanical properties:(a)yielding strength:(b)tensile strength;(c)elongation 20m 20m 20 gm 图5实验用钢的微观组织（残余奥氏体A:白色：马氏体M:黑色：铁素体F:浅棕色：贝氏体B:深棕色）.两相区加热温度，时间：贝氏体相 变温度，时间：(a)850℃，60s:460℃，20x.(b)850℃，60s;460℃，30(c)850℃，60s:460℃，60s Fig.5 Microstructures of the experimental steel (retained austenite (A):white:martensite (M):black;ferrite (F):light brown;bainite (B): dark brown).Intercritical annealing temperature,time:isothermal bainitic transformation temperature,time:(a)850C,60s:460C,20s.(b) 850℃，60s:460℃，30s(c）850℃，60s:460℃，60s 的组织分布.在热镀锌TRP钢中，由于贝氏体相变 化趋势，如图8所示.当贝氏体等温时间分别为20、 温度被锌锅温度限制在一个很窄的范围内，贝氏体 30和60s时，组织中残余奥氏体体积分数分别为 等温时间在性能控制中的作用更重要.随着贝氏体 7.09%、9.56%和11.37%，残余奥氏体中碳的质量 等温时间的变化，实验钢种的微观组织发生了变化， 分数分别为1.032%、1.182%和1.248%.随着贝 尤其是马氏体量的变化，引起实验钢种发生了很大 氏体等温时间的缩短，组织中残余奥氏体含量不断 的力学性能变化 减少，同时残余奥氏体的稳定性也越来越差，相对应 采用XRD实验测得两相区加热温度850℃等 地，富碳不充分的残余奥氏体会在随后的终冷过程 温60s、贝氏体相变温度460℃工艺下三种贝氏体等 中相变为马氏体，导致组织中马氏体的含量越来 温时间对应试样中残余奥氏体含量及其碳含量的变 越高

第 10 期 黄 伟等: 热镀锌工艺对无 Si 含 P 的 TRIP 钢力学性能影响 图 4 贝氏体等温温度和时间对试样力学性能的影响 . ( a) 屈服强度; ( b) 抗拉强度; ( c) 延伸率 Fig． 4 Effects of isothermal bainitic transformation temperature and time on samples’mechanical properties: ( a) yielding strength; ( b) tensile strength; ( c) elongation 图 5 实验用钢的微观组织( 残余奥氏体 A: 白色; 马氏体 M: 黑色; 铁素体 F: 浅棕色; 贝氏体 B: 深棕色) . 两相区加热温度，时间; 贝氏体相 变温度，时间: ( a) 850 ℃，60 s; 460 ℃，20 s. ( b) 850 ℃，60 s; 460 ℃，30 s. ( c) 850 ℃，60 s; 460 ℃，60 s Fig． 5 Microstructures of the experimental steel ( retained austenite ( A) : white; martensite ( M) : black; ferrite ( F) : light brown; bainite ( B) : dark brown) . Intercritical annealing temperature，time; isothermal bainitic transformation temperature，time: ( a) 850 ℃，60 s; 460 ℃，20 s. ( b) 850 ℃，60 s; 460 ℃，30 s. ( c) 850 ℃，60 s; 460 ℃，60 s 的组织分布． 在热镀锌 TRIP 钢中，由于贝氏体相变 温度被锌锅温度限制在一个很窄的范围内，贝氏体 等温时间在性能控制中的作用更重要． 随着贝氏体 等温时间的变化，实验钢种的微观组织发生了变化， 尤其是马氏体量的变化，引起实验钢种发生了很大 的力学性能变化． 采用 XRD 实验测得两相区加热温度 850 ℃ 等 温 60 s、贝氏体相变温度 460 ℃工艺下三种贝氏体等 温时间对应试样中残余奥氏体含量及其碳含量的变 化趋势，如图 8 所示． 当贝氏体等温时间分别为 20、 30 和 60 s 时，组织中残余奥氏体体积分数分别为 7. 09% 、9. 56% 和 11. 37% ，残余奥氏体中碳的质量 分数分别为 1. 032% 、1. 182% 和 1. 248% ． 随着贝 氏体等温时间的缩短，组织中残余奥氏体含量不断 减少，同时残余奥氏体的稳定性也越来越差，相对应 地，富碳不充分的残余奥氏体会在随后的终冷过程 中相变为马氏体，导致组织中马氏体的含量越来 越高． ·1223·

·1224· 北京科技大学学报 第33卷 200nm 200nm 图6实验用钢中的马奥岛.(a)明场像：(b)暗场像：()衍射花样 Fig.6 M/A phase in the experimental steel:(a)bright field image:(b)dark field image:(c)electron diffraction pattem 200nm 200nm 图7实验用钢中的李品马氏体.(a)明场像：(b)暗场像：()衍射花样 Fig.7 Twin martensite in the experimental steel:(a)bright field image:(b)dark field image:(c)electron diffraction pattern 强度逐渐下降，屈服平台逐渐消失，屈服现象越来越 125 不明显.这种屈服现象是由于贝氏体相变时间过 120 短，在随后的冷却过程中大量奥氏体相变为马氏体 10 所导致，随着马氏体含量的增加，实验用钢的塑性下 1.15 降，在拉伸变形中屈服平台逐渐消失) 1.10三 综上所述，无Si含P的热镀锌TRP钢的强塑 1.05玉 性机理是TRP效应和马氏体强化的复合体现.当 贝氏体等温时间为60s时，组织中存在大量的残余 30 40 50 1.00 贝氏体等温时间 奥氏体，TP效应十分显著，实验用钢呈现出典型 的TRP钢力学性能.随着贝氏体相变时间的缩短， 图8贝氏体等温时间对试样残余奥氏体含量及其碳含量的 组织中残余奥氏体含量及其稳定性大幅度下降，马 影响 氏体含量增多.当贝氏体相变时间为20s时，组织 Fig.8 Effects of isothermal bainitic transformation time on the con- 中残余奥氏体体积分数己不足8%，相变诱导塑性 tents of retained austenite and carbon in retained austenite 的作用明显削弱，实验用钢的强化机制以马氏体强 实验用钢的拉伸应力一应变曲线如图9所示 化为主，TRP效应为辅，表现为高的抗拉强度、低的 由图可知，随着贝氏体等温时间的缩短，试样的屈服 屈服强度以及屈服现象不明显，与双相钢类似，但延

北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 图 6 实验用钢中的马奥岛． ( a) 明场像; ( b) 暗场像; ( c) 衍射花样 Fig． 6 M/A phase in the experimental steel: ( a) bright field image; ( b) dark field image; ( c) electron diffraction pattern 图 7 实验用钢中的孪晶马氏体． ( a) 明场像; ( b) 暗场像; ( c) 衍射花样 Fig． 7 Twin martensite in the experimental steel: ( a) bright field image; ( b) dark field image; ( c) electron diffraction pattern 图 8 贝氏体等温时间对试样残余奥氏体含量及其碳含量的 影响 Fig． 8 Effects of isothermal bainitic transformation time on the con￾tents of retained austenite and carbon in retained austenite 实验用钢的拉伸应力--应变曲线如图 9 所示． 由图可知，随着贝氏体等温时间的缩短，试样的屈服 强度逐渐下降，屈服平台逐渐消失，屈服现象越来越 不明显． 这种屈服现象是由于贝氏体相变时间过 短，在随后的冷却过程中大量奥氏体相变为马氏体 所导致，随着马氏体含量的增加，实验用钢的塑性下 降，在拉伸变形中屈服平台逐渐消失［13］． 综上所述，无 Si 含 P 的热镀锌 TRIP 钢的强塑 性机理是 TRIP 效应和马氏体强化的复合体现． 当 贝氏体等温时间为 60 s 时，组织中存在大量的残余 奥氏体，TRIP 效应十分显著，实验用钢呈现出典型 的 TRIP 钢力学性能． 随着贝氏体相变时间的缩短， 组织中残余奥氏体含量及其稳定性大幅度下降，马 氏体含量增多． 当贝氏体相变时间为 20 s 时，组织 中残余奥氏体体积分数已不足 8% ，相变诱导塑性 的作用明显削弱，实验用钢的强化机制以马氏体强 化为主，TRIP 效应为辅，表现为高的抗拉强度、低的 屈服强度以及屈服现象不明显，与双相钢类似，但延 ·1224·